T型通道擠壓變形ZK60鎂合金的組織與力學(xué)性能

孔 晶，侯文婷，彭勇輝，康志新，李元元

(華南理工大學(xué) 機(jī)械與汽車(chē)工程學(xué)院 國(guó)家金屬材料近凈成形工程技術(shù)研究中心，廣州 510640)

T型通道擠壓變形ZK60鎂合金的組織與力學(xué)性能

孔 晶，侯文婷，彭勇輝，康志新，李元元

(華南理工大學(xué) 機(jī)械與汽車(chē)工程學(xué)院 國(guó)家金屬材料近凈成形工程技術(shù)研究中心，廣州 510640)

采用一種新型劇塑性變形工藝—T型通道擠壓(TCP)對(duì)ZK60鎂合金在673 K下以A和Bc兩種路徑進(jìn)行1～4道次擠壓變形，通過(guò)光學(xué)顯微鏡觀察變形鎂合金的顯微組織，并對(duì)TCP變形鎂合金的不同部位在應(yīng)變速率4×10?3s?1時(shí)進(jìn)行室溫拉伸性能測(cè)試。結(jié)果表明：塑性變形最大的部位是試樣中間部位的最底部，其組織特征為細(xì)小晶粒包圍著大晶粒，大晶粒呈拉長(zhǎng)的流線狀；4道次變形后，A路徑的平均晶粒尺寸由退火態(tài)時(shí)的88.5 μm細(xì)化至2.4 μm，Bc路徑的平均晶粒尺寸則細(xì)化至4.6 μm，但組織更均勻；同時(shí)，在相同道次TCP變形后，A路徑變形合金的屈服強(qiáng)度都高于Bc路徑變形合金的，但前者的抗拉強(qiáng)度和塑性卻低于后者的；此外，試樣最底部的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均高于試樣頂部的，經(jīng)Bc路徑2道次變形后試樣底部與頂部的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別相差39.5和43.1 MPa，而經(jīng)4道次變形后試樣兩個(gè)部位的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別只相差21.2和11.7 MPa。

鎂合金；T型通道擠壓；劇塑性變形；顯微組織；力學(xué)性能

鎂合金由于其密度低、比強(qiáng)度和比剛度高等優(yōu)點(diǎn)，在航空、航天、汽車(chē)和 3C產(chǎn)品等領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景和巨大的應(yīng)用潛力[1?4]。但鎂合金的密排六方晶體結(jié)構(gòu)決定了其較差的常溫塑性變形能力，嚴(yán)重制約了鎂合金的應(yīng)用，因此，如何改善鎂合金塑性變形能力、從而提高其力學(xué)性能已成為鎂合金研究的熱點(diǎn)。研究表明，劇塑性變形(Severe plastic deformation, SPD)可細(xì)化晶粒，提高常溫力學(xué)性能，并可實(shí)現(xiàn)超塑性[5]。等通道轉(zhuǎn)角擠壓(Equal channel angular pressing, ECAP)作為劇塑性變形方法的一種，已發(fā)展成為一項(xiàng)較成熟的細(xì)化金屬組織的技術(shù)手段，并應(yīng)用于各種金屬材料中[6?9]，合金經(jīng)等通道轉(zhuǎn)角擠壓后，晶粒不斷細(xì)化，力學(xué)性能也相應(yīng)提高。本研究中采用一種新型劇塑性變形工藝—T型通道擠壓(T-shape channel pressing,TCP)[10]對(duì)鎂合金進(jìn)行不同條件變形，前期工作[11?12]采用TCP對(duì)Mg-1.5Mn-0.3Ce鎂合金進(jìn)行TCP變形，結(jié)果表明隨著變形道次的增加，晶粒不斷得到細(xì)化，力學(xué)性能也相應(yīng)地得到提高；并經(jīng)4道次熱擠壓，其平均晶粒尺寸由原始軋制態(tài)的35 μm細(xì)化至2 μm，在溫度為673 K、應(yīng)變速率為3×10?3s?1條件下，得到的最大斷裂伸長(zhǎng)率604%。

然而在前期工作中僅局限于對(duì) Mg-1.5Mn-0.3Ce鎂合金不同道次 TCP變形的組織演變和力學(xué)性能的變化研究，而對(duì)于變形后的組織均勻性和擠壓路徑對(duì)組織及力學(xué)性能的影響則尚待進(jìn)一步研究。因此，本文作者利用TCP工藝對(duì)ZK60鎂合金進(jìn)行研究，通過(guò)A路徑和 Bc路徑的對(duì)比，以及經(jīng)不同道次擠壓后合金不同部位性能的對(duì)比，研究該合金的顯微組織和力學(xué)性能，以期獲得最佳的TCP擠壓路徑。

1 實(shí)驗(yàn)

試驗(yàn)所用材料為鑄態(tài)ZK60鎂合金，其化學(xué)成分為(質(zhì)量分?jǐn)?shù))5.82% Zn、0.65% Zr、余量為Mg。將鑄錠加工成長(zhǎng)度為80 mm，橫截面為22 mm×22 mm的長(zhǎng)方體試樣進(jìn)行擠壓變形，擠壓裝置如圖1所示。該模具由垂直通道和水平通道組成，試樣由垂直通道進(jìn)入水平通道，在兩通道交角處發(fā)生剪切變形。擠壓道次為1～4道次，擠壓溫度為673 K，擠壓速度為2 mm/s，試驗(yàn)時(shí)采用石墨+機(jī)油混合物為潤(rùn)滑劑，擠壓路徑分別為A路徑和Bc路徑，其中A路徑為如圖2中所示將變形試樣以陰影面朝前或朝后放入模具內(nèi)進(jìn)行下一道次變形，即每道次間擠壓均不改變角度；而 Bc路徑則為兩道次間將試樣旋轉(zhuǎn) 90°，使陰影面朝左或朝右進(jìn)行下一道次變形。沿?cái)D壓方向切取拉伸試樣，標(biāo)距尺寸為5 mm，寬度為3 mm，厚度為2 mm。拉伸實(shí)驗(yàn)在 SANSCMT 5105微機(jī)控制萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸，應(yīng)變速率為 4×10?3s?1。采用型號(hào)為DMI 5000的Leica金相顯微鏡對(duì)TCP變形試樣中間部分進(jìn)行顯微組織觀察，試樣觀察面為如圖1所示的Y面，即橫向TD(Transverse direction, TD)面。觀察前先將試樣用金相砂紙打磨，再使用0.5 μm的鉆石拋光膏拋光至鏡面，用5 g苦味酸+5 mL乙酸+10 mL蒸餾水+100 mL酒精的混合溶液進(jìn)行腐蝕。晶粒尺寸大小采用直線截點(diǎn)法(GB/T 6394—2002)測(cè)量，選取的截點(diǎn)數(shù)為80～100個(gè)。

圖1 T形通道擠壓模具和顯微組織觀察截面示意圖Fig.1 Schematic diagrams of T-shape channel pressing die and transverse direction plane for microstructure observation

圖2 T形通道擠壓變形路徑示意圖Fig.2 Schematic diagrams for deforming routes of T-shape channel pressing (TCP): (a) Sample; (b) T-shape channel

2 結(jié)果與分析

2.1 TCP變形ZK60鎂合金的顯微組織

由于ZK60鎂合金是在模具內(nèi)保溫30 min后再進(jìn)行擠壓，因此，為了與擠壓前的組織和力學(xué)性能進(jìn)行對(duì)比，對(duì)原始鑄態(tài)ZK60鎂合金進(jìn)行30 min的退火處理。圖3(a)所示為T(mén)CP擠壓前ZK60鎂合金的顯微結(jié)構(gòu)，可見(jiàn)其顯微組織為粗大等軸晶晶粒，晶界間存在黑白相間的組織。經(jīng)673 K溫度條件下30 min均勻化退火后，晶界處的第二相溶解，測(cè)得其平均晶粒為88.5 μm(見(jiàn)圖 3(b))。

圖4所示為Bc路徑和A路徑TCP變形鎂合金的組織演變。經(jīng)2道次變形后，兩種路徑的晶粒均沿軸向方向壓縮，徑向方向拉長(zhǎng)，呈現(xiàn)一定的方向性，晶粒均得到了較大程度的細(xì)化，同時(shí)由于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，出現(xiàn)了細(xì)小的等軸晶組織，變形的大晶粒周?chē)粍?dòng)態(tài)再結(jié)晶小晶粒包圍，呈現(xiàn)出“項(xiàng)鏈”狀組織特征[13]。此外，Bc路徑擠壓合金的平均晶粒尺寸要小于 A路徑擠壓合金的。合金經(jīng)TCP 4道次之后，晶粒被進(jìn)一步拉長(zhǎng)并細(xì)化，此時(shí)晶粒呈現(xiàn)較為均勻的組織，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒依然存在，其中A路徑擠壓合金的平均晶粒尺寸為2.4 μm，Bc路徑擠壓合金的平均晶粒尺寸為4.6 μm，但Bc路徑擠壓合金的晶粒分布更加均勻，這是由于經(jīng)TCP擠壓A路徑只有2個(gè)表面受拉應(yīng)力的作用，而經(jīng)Bc路徑擠壓合金有4個(gè)表面受到拉應(yīng)力的作用[14]，導(dǎo)致經(jīng)4道次擠壓后，Bc路徑合金各個(gè)部位的組織更加均勻。

圖3 未變形ZK60鎂合金的顯微組織Fig.3 Microstructures of undeformed ZK60 magnesium alloy:(a) As-cast; (b) Annealed

圖4 TCP變形后ZK60的顯微組織Fig.4 Microstructures of ZK60 magnesium alloy deformed by TCP: (a) After 2 passes by route Bc; (b) After 2 passes by route A;(c) After 4 passes by route Bc; (d) After 4 passes by route A

圖5 經(jīng)A路徑TCP變形后ZK60鎂合金的顯微組織Fig.5 Microstructures of TCPed ZK60 magnesium alloy deformed by route A: (a) Top, 2 passes ; (b) Middle, 2 passes; (c) Bottom,2 passes; (d) Top, 4 passes; (e) Middle, 4 passes；(f) Bottom, 4 passes

圖5 所示為T(mén)CP 2道次和4道次后試樣中間部分不同部位的顯微組織。由圖5(a)和(d)可看出：經(jīng)過(guò)擠壓后，上部均呈現(xiàn)典型的“項(xiàng)鏈”狀組織特征，由上部過(guò)渡到下部，晶粒逐漸被拉長(zhǎng)，呈現(xiàn)流線狀，同時(shí)晶粒更加細(xì)化和均勻。此外，4道次至上而下的變形趨勢(shì)比2道次的要明顯。這是由于TCP變形特征為上部變形量較小，而下部變形量較大，致使下部相互纏結(jié)的位錯(cuò)間存在更大的應(yīng)力場(chǎng)，這些位錯(cuò)會(huì)相互作用并重新排列。隨變形程度增加，亞晶粒內(nèi)部產(chǎn)生更多的位錯(cuò)，這些可動(dòng)位錯(cuò)被亞晶界進(jìn)一步吸收，使得亞晶間的位向差增加。以至于亞晶界逐漸形成小角度晶界，進(jìn)一步演化為大角度晶界，合金晶粒得到更大程度的細(xì)化。

2.2 TCP變形ZK60鎂合金的力學(xué)性能

為了研究地震波輸入方向?qū)︿摴芩卣痦憫?yīng)的影響,本文對(duì)前述鋼管塔模型在地震烈度為8度,I類(lèi)場(chǎng)地條件下進(jìn)行了不同角度輸入地震波的地震反應(yīng)譜分析,地震波輸入角度分別為0°(垂直線路方向),30°,45°,60°,90°(順線路方向).分析中使用Block Lanczos法提取鋼管塔有限元模型的前12階頻率和模態(tài)振型,各階模態(tài)組合方式選擇完全二次組合法.

圖6所示為T(mén)CP變形ZK60鎂合金中間試樣的應(yīng)力—應(yīng)變曲線。由圖6可見(jiàn)，ZK60鎂合金退火30 min后，試樣上部分和下部分的塑性和強(qiáng)度均變化不大，經(jīng)過(guò)TCP變形后，隨道次的增加，抗拉強(qiáng)度不斷升高，這是由于合金在 TCP擠壓過(guò)程中產(chǎn)生了劇烈塑性變形，發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，使晶粒尺寸不斷細(xì)化。根據(jù)Hall-Petch公式可知，材料的強(qiáng)度隨晶粒的細(xì)化不斷得到提高。圖 6(a)所示為試樣上部分的力學(xué)性能。由圖6(a)可見(jiàn)：相對(duì)于原始材料，其力學(xué)性能變化不是很明顯，且經(jīng)路徑A或者Bc路徑TCP變形后，兩者的力學(xué)性能相當(dāng)，這是由于在變形過(guò)程中上部分的組織粗大且分布不均勻；而試樣下端經(jīng)兩路徑變形后力學(xué)性能出現(xiàn)一定的變化，強(qiáng)度明顯增大，這是由于晶粒細(xì)化的同時(shí)且分布均勻。其中材料經(jīng)2道次擠壓后，TCP變形過(guò)程大應(yīng)變的特點(diǎn)，使得合金經(jīng)第 2道次TCP變形后，內(nèi)部引入了大的內(nèi)應(yīng)力和高密度的位錯(cuò)，加上第2道次后的組織具有較大的不均勻性，導(dǎo)致2道次TCP變形后合金的塑性降低。經(jīng)過(guò)4道次擠壓后，兩種路徑的塑性均得到提高，從組織演變特征來(lái)看，隨著 TCP加工道次的增加，合金的組織逐步得到細(xì)化，等軸性和均勻性也得到提高，同時(shí)，組織結(jié)構(gòu)單元之間的取向差也逐步增大，這些因素都可以在一定程度上提高合金的塑性。

此外，經(jīng)過(guò)2道次晶粒變形后，經(jīng)Bc路徑擠壓合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率均高于經(jīng)A路徑擠壓合金的，這是由于經(jīng)過(guò)2道次擠壓后，經(jīng)Bc路徑得到的合金晶粒更加細(xì)小和均勻，導(dǎo)致其具有更高的強(qiáng)度和塑性。當(dāng)TCP 4道次后，兩種路徑的晶粒大小較接近，經(jīng) Bc路徑擠壓合金的伸長(zhǎng)率和抗拉強(qiáng)度高于經(jīng)A路徑擠壓合金的，但其屈服強(qiáng)度卻更低，這可能與織構(gòu)相關(guān)，織構(gòu)對(duì)鎂合金的力學(xué)性能存在較大的影響[15?17]。

圖6 TCP變形鎂合金中間試樣的應(yīng)力—應(yīng)變曲線Fig.6 Stress—strain curves for middle part of TCPed ZK60 magnesium alloy: (a) Top; (b) Bottom

圖7 所示為Bc路徑TCP 2道次和4道次變形后ZK60不同部位的應(yīng)力—應(yīng)變曲線。由圖 7可知，試樣的不同部位變形程度不同，強(qiáng)度和塑性也有所差異，并隨著道次的增加，由于變形的進(jìn)一步增大，合金組織各個(gè)部分的組織更加均勻，于是4道次后，合金各個(gè)部分的強(qiáng)度和塑性更加接近。經(jīng)2道次變形后，底部與頂部的抗拉強(qiáng)度相差39.5 MPa，而屈服強(qiáng)度相關(guān)43.1 MPa；隨著道次的增加，試樣頂部與底部的變形趨于均勻，在 4道次變形后，抗拉強(qiáng)度只相差 21.2 MPa，而屈服強(qiáng)度只相差11.7 MPa。

圖7 經(jīng)Bc路徑TCP變形后ZK60合金不同部位的應(yīng)力—應(yīng)變曲線Fig.7 Stress—strain curves for different locations of TCPed ZK60 magnesium alloy by route Bc: (a) After 2 passes; (b)After 4 passes

3 結(jié)論

1) TCP路徑A和Bc都可以使ZK60鎂合金的晶粒得到細(xì)化，經(jīng)A路徑擠壓合金的平均晶粒尺寸由退火態(tài)的88.5 μm細(xì)化至2.4 μm，經(jīng)Bc路徑擠壓合金的平均晶粒尺寸則細(xì)化至4.6 μm。

2) 不同擠壓路徑對(duì)鎂合金的顯微組織和力學(xué)性能的影響不同，經(jīng)2道次變形后，底部的強(qiáng)度和塑性均高于頂部的；經(jīng)4道次變形后，底部的屈服強(qiáng)度小于頂部的，但伸長(zhǎng)率和抗拉強(qiáng)度均高于頂部。從對(duì)變形后材料均勻性角度比較，Bc路徑的效果比 A路徑的更好。

3) 在相同路徑下，變形鎂合金不同部位的顯微組織和力學(xué)性能不同，底部的組織比頂部的均勻；以Bc路徑經(jīng)2道次變形后，試樣底部與頂部的抗拉強(qiáng)度相差39.5 MPa，而屈服強(qiáng)度相差43.1 MPa；隨著道次的增加，試樣頂部與底部的變形趨于均勻，4道次變形后合金底部的抗拉強(qiáng)度相差21.2 MPa，而屈服強(qiáng)度只相差11.7 MPa。

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Microstructure and mechanical properties of ZK60 magnesium alloy processed by T-shape channel pressing

KONG Jing, HOU Wen-ting, PENG Yong-hui, KANG Zhi-xin, LI Yuan-yuan
(National Engineering Research Center of Near-Net-Shape Forming for Metallic Materials,School of Mechanical and Automotive Engineering, South China University of Technology, Guangzhou 510640, China)

ZK60 magnesium alloy was deformed by a new process of severe plastic deformation(SPD)—T-shape channel pressing (TCP) from 1 pass to 4 passes at 673 K using route, A and Bc. The microstructure of TCPed ZK60 was observed by optical microscopy, and the mechanical properties of different TCPed parts were tested with strain rate of 4×10?3s?1at room temperature. The results show that the biggest plastic deformation is located at the bottom of sample, and the microstructure character is coarse grains surrounded by fine grains, and the coarse grains are elongated to be streamline. After 4 passes, the average grain size is refined from 88.5 μm of the as-cast alloy to 2.4 μm for the alloy by route A, and to 4.6 μm for alloy by route Bc with more homogeneous microstructure. Meanwhile, at the same pass, the yield strength for alloy by route A is higher than that of the alloy by route Bc, but the tensile strength and ductility of the former alloy are lower than those of the latter. In addition, the tensile strength and yield strength at the bottom are higher than those at the top. The differences of tensile strength and yield strength between the bottom and top of the alloy deformed by route Bc are 39.5 MPa and 43.1 MPa for 2 passes, and only 21.2 MPa and 11.7 MPa for 4 passes, respectively.

magnesium alloy; T-shape channel pressing; severe plastic deformation; microstructure; mechanical property

TG146.22；TG376.2

A

1004-0609(2011)06-1199-06

廣州市科技支撐計(jì)劃資助項(xiàng)目(2009Z2-D811)

2010-06-20；

2010-08-08

康志新，教授，博士；電話(huà)：020-87113851；E-mail: zxkang@scut.edu.cn

(編輯 龍懷中)